根据激光 + 脉冲GMAW电弧复合热源焊焊缝横断面的形状特点, 从宏观的传热过程出发, 提出了4类新颖的、适用 的组合式体积热源的作用模式. 将电弧热、熔滴热焓和激光热能分别描述为双椭圆分布、 双椭球体分布和峰值热流递增--曲面旋 转体分布. 将适用的组合式体积热源作用模式应用于复合焊的温度场数值分析, 计算出了不同工艺条件下的复合焊焊缝形状尺 寸, 与实测结果进行了对比, 两者吻合情况良好. 所建立的4类组合式体积热源充分考虑了复合焊的工艺特点, 对焊缝形状尺寸 的数值模拟精度较高, 能定量体现温度场的变化规律.

利用硅胶吸附--解吸臭氧原理自制了臭氧浓缩装置, 通过此装置制备的高浓度臭氧作为分子束外延制备Bi系氧化物薄膜的氧化源. 在臭氧浓缩装置中, 硅胶温度保持在-85℃左右, 工作6 h, 可获得浓度(摩尔分数)高于95%的臭氧. 当臭氧浓缩装置中压强保持在1.3×10　3　Pa, 该臭氧浓度可维持5 h以上. X射线衍射结果表明, 制备的高浓度臭氧在高真空条件下可将Cu氧化成CuO, 并以此为氧化源利用分子束外延在MgO(100)衬底上制备了较高质量的 Bi2Sr2CuO6+x和Bi2Sr2CaCu2O8+x薄膜.

采用电子背散射衍射(EBSD) 技术研究了不同温度轧制的Pb--0.09Ca--1.5Sn--0.026Al (质量分数,%) 合金经后续270 ℃/10 min退火后的晶界特征分布 (GBCD).结果表明: 经室温和液氮 (-196℃) 轧制的样品中出现了 比较多的Σ3, Σ9和Σ27特殊晶界, Σ3晶界比例超过了60 %, (Σ9+Σ27)晶界比例超过了12 %, 并且特殊晶界有效地 阻断了一般大角度晶界的网络连通性, 表明合金的GBCD被优化;在100 ℃轧制的样品中特殊晶界比例较少, Σ3 晶界比例在30 %左右, (Σ9+Σ27)晶界比例在3 %左右, 特殊晶界不能有效地阻断一般大角度晶界的网络连通性, 合金的GBCD没有被优化.通过基于EBSD的单一截面迹线法对共格和非共格Σ3晶界进行了区分测定, 显示被 优化的晶界特征分布中, 非共格$\Sigma$3晶界是主要部分

利用气雾化和喷射成形技术制备了大尺寸La62Al15.7(Cu, Ni)22.3非晶合金. X射线衍射 (XRD) 实验证实, 直径为340 mm,最大厚度为13 mm的沉积坯具有完全非晶态结构.分析了气雾化和喷射成形La62Al15.7(Cu, Ni)22.3合金过程中非晶相形成的机制,选定了喷射成形La62Al15.7(Cu, Ni)22.3非晶合金沉积坯致密化的合适的工艺参数. 研究结果显示,喷射成形可望成为大尺寸块体 (尤其是盘状) 非晶合金新的制备技术.

采用搅拌摩擦焊接方法对6 mm厚的挤压态ZK60镁合金板材进行焊接. 在广泛的焊接参数 (600---1200 r/min的旋转速率和50---200 mm/min的焊接速度)下, 均得到了高质量的焊接接头. 在焊 接工具的搅拌和摩擦热的联合作用下, 在焊核区形成了细小、均匀的再结晶晶粒, 同时MgZn$_{2}$粒子 被破碎并大部分固溶入镁基体. 对于ZK60镁合金, MgZn$_{2}$粒子的弥散强化作用高于晶粒细化的作 用, 因而焊核区的硬度低于母材, 拉伸时接头在焊核区发生断裂. 在低热输入焊接参数($\leq$800 r/min)下, 随焊接参数的变化, 焊核区晶粒尺寸、焊接接头的抗拉和屈服强度及延伸率变化较小. 在高热输 入焊接参数(1200 r/min)下, 焊核区晶粒明显变大, 接头的抗拉和屈服强度略有下降. 对焊接接头进 行人工时效后, 不同热输入条件下得到的焊接接头的强度和延伸率都有明显提高.

利用X射线衍射线形分析方法, 研究了TiB2/6351Al和6351Al喷丸形变层的再结晶行为, 并得到了两种材 料不同温度下等温退火晶块尺寸和显微畸变的变化. 通过回归分析, 获得了晶块长大激活能和显微畸变松弛激活 能. 结果表明, 两种材料的再结晶激活能均大于纯Al的自扩散激活能, 并且复合材料的再结晶激活能略大于铝合 金基体的再结晶激活能. 增强体阻碍加热过程中晶界 和亚晶界的运动影响了复合材料再结晶激活能的提高.

研究了退火温度对冷静液挤压铜包铝线材组织和性能的影响规律, 在界面断裂形式分析的基础上探讨了其 作用机理. 结果表明: 直径为6 mm的冷静液挤压态铜包铝线材合理的退火温度为350 ℃. 低于200 ℃退火时, 纯 Cu包覆层只发生回复, 复合线材的力学性能得以部分恢复; 350 ℃退火时, 铜层再结晶基本完成, 复合线材的抗 拉强度降到最低, 延伸率则达到最高; 400 ℃退火时, 铜层晶粒开始长大, 复合线材的延伸率开始劣化. 界面结 合强度随温度的变化呈先增加后降低的趋势, 而界面的断裂则由低温退火时的铝基体塑性断裂转变为高温退火 后Cu/Al界面的脆性断裂.

利用热膨胀仪、透射电子显微镜(TEM)、X射线能谱仪 (EDX)、X射线衍射仪(XRD)等对ZG06Cr13Ni4Mo 在0.05℃/s低加热速率下回火过程中逆变奥氏体的产生机理进行了研究． 结果表明：低加热速率下 ZG06Cr13Ni4Mo在As---A f 区间回火产生的逆变奥氏体中富集了奥氏体化元素Ni, 且不含高密度位错, 马氏体向逆变奥氏体的转变是扩散型相变．高于600℃回火得到的逆变奥氏体不稳定, 在随后冷却过程中部分发生马氏体转 变．一次回火在620℃时能得到最大量的逆变奥氏体; 620---660℃ 一次回火生成的逆变奥氏体在冷却过程中产 生大量弥散分布的马氏体, 增加了600℃二次回火时逆变奥氏体的形核位置, 使二次回火后逆变奥氏体含量显 著增加.

通过热模拟压缩实验, 研究了基于过冷奥氏体动态相变的C--Mn--Al--Si 系热轧TRIP钢的组织演变 规律. 结果表明, 在过冷奥氏体动态相变过程中, 铁素体相变速率较快, 生成铁素体的体积分数与应变量有着一定的对应关系, 铁素体晶粒细小且未相变的奥氏体更加分散. 在贝氏体等温处理时, 过冷奥氏体动态相变后较大尺寸的奥氏体能够较快地发生贝氏体相变, 但生成的贝氏体束尺寸较小, 位向较为混乱; 而位于相邻铁 素体晶粒间, 尺寸在0.5---1.5 um之间的细小奥氏体岛稳定性较高, 不易于发生贝氏体相变. 通过过冷奥氏 体动态相变和随后的等温贝氏体处理, 可以获得晶粒细小的铁素体、体积分数较高的残余奥氏体、贝氏体和残余 奥氏体分布更加弥散的热轧TRIP钢.

利用气体雾化方法研究了Cu--20%Co (质量分数) 合金的快速凝固行为, 获得了富Co相以微细球形粒子形式分布于基体的合金粉末. 建立了Cu--Co雾化液滴快速凝固过程模型,模拟分析了雾化液滴凝固的动力学细节. 结果表明:所建模型能很好地描述Cu--Co合金雾化液滴冷却凝固过程;液--液相变过程中组织演变是弥散相液滴形核、长大、碰撞凝并和空间迁移共同作用的结果; 雾化液滴尺寸越大,冷却越慢, 富Co相液滴的形核速率越低, 凝固后富Co相的弥散度越差.

建立夹杂物分形长大数学模型来描述连 铸结晶器内夹杂物的动态长大过程.采用Euler方法给出了连铸结 晶器内钢液流动和夹杂物的三维分布, 采用Lagrange方法跟踪单个夹杂物颗粒在夹杂物浓度场中的运动来研究 其碰撞、长大过程. 计算结果表明: 钢液的夹带作用是影响夹杂物分布的关键因 素.钢液流动和夹杂物分布在连 铸机内均具有上、下两个循环区, 在出口处具有“W”分布特征.对于单个夹杂物, 由于种子夹杂物不断吸附其 它夹杂物, 因此较大粒径的夹杂物具有多个突起和触手, 呈簇状形态.

在已有合金元素的再分配和不分配局部平衡 (PLE/NPLE) 转变温度的理论计算方法基础上, 考虑热变形 的影响, 建立了热变形条件下Fe--C--X (X表示Mn, Si, Cr等一种或几种元素) 合金钢的正平衡热力学方程, 从而 求解热变形体系的PLE/NPLE转变温度. 并利用Gleeble--1500D热力模拟试验机进行了 Fe--C0.073--Mn2.17--Si0.80--Cr0.88 (质量分数, %) 合金钢的热变形γ → α等温转变实验, 根据金相照片估测了实验 用钢的PLE/NPLE转变温度, 实验估测值与理论计算值基本符合. 820 ℃以0.5 s-1的应变速率对实验用钢加载40% 的名义应变, 其γ → α等温转变的PLE/NPLE转变温度提高了近10 ℃.

应用Pillbox模型和Zener方程讨论了强磁场影响下的先共析铁素体转变的形核和长 大过程. 计算结果表明, 由于退磁现象的存在, 先共析铁素体倾向于在沿磁场方向晶界上形 核, 而不易在垂直磁场方向的晶界上形核. 在考虑被磁化的铁素体晶核之间相互作用的基础 上, 对碳钢强磁场热处理实验中观察到的“链状铁素体”现象给予了动力学的解释.

研究了均恒磁场及梯度磁场条件下Sb-4.8%Mn亚共晶合金凝固组织的变化.结果表明, 在急冷条件下, 初 生Sb相呈小平面长大, 棱角分明;在无磁场条件下重熔凝固时, 初生Sb相的小平面特征消失, 棱角消失, 变为近球形. 在均恒磁场条件下重熔凝固时, 随着磁感应强度的增大,初生相呈现小平面趋势生长; 但磁感应强度增大到某一值时这种特征随之消失, 而且初生相的尺寸呈现先变大后变小的趋势. 在梯度磁场条件下, 磁感应强度B值以|BdB/dz|都较小的情况下, 正梯度对初生相有细化作用,负梯度使初生相粗化并呈现长条状. 随着磁感应强度B值及|BdB/dz|的增大, 上述现象变得不明显.强磁场可以使初生相的结晶温度提高, 减小熔体的过冷度,降低凝固速率.

根据对Zn-Fe-Si三元体系的热力学评估计算和实验研究,体系中Si的化学位随Zn含量的增加而迅速提高.通过高温镀锌实验分析了diffuse-△ (δ相+锌液) 区域形成的原因,阐述了热浸镀锌中硅反应性的机理. 镀层中的Si有向Fe含量高的相(特别是△ δ/ζ相界附近的△相)、△ δ/ζ相界及ζ相晶界富集的趋势.随时间推移,扩散通道向富Si端移动, 切过ζ相与液相两相平衡的共轭线,导致ζ相晶界附近出现的液体容纳Si, 形成液体通道,液相穿过ζ相并与外面的锌液连接.液体直接与δ相接触, 导致微应力的出现,液体可以沿着微裂纹腐蚀δ相, 形成破碎的diffuse-△区域, 锌液直接侵蚀基体.镀层生长受界面反应控制, 镀层的线性生长导致形成较厚的镀层.

建立了铁素体在夹杂物/析出相上形核的物理模型. 从相变形核热力学和动力学机理出发,研究了晶内铁 素体在夹杂物/析出相上的形核过程,分析了夹杂物/析出相的尺寸、界面性质等因素对晶内铁素体相变形核的影响. 结果表明,与铁素体具有较小接触角的夹杂物/析出相更有利于晶内铁素体形核. 当夹杂物与基体的界面性质一定时, 铁素体在夹杂物上形核的难易程度主要取决于夹杂物的尺寸(夹杂物的曲率半径),尺寸过小不利于铁素 体形核,尺寸过大对形核贡献较小. 对任意类型的夹杂物/析出相, 给出了其计算最优尺寸的方法, 计算结果与实 际吻合良好.

通过SO2气体加速腐蚀实验,利用环境扫描电镜 (XL30-FEG-ESEM)、能谱分析 (EDAX) 和Fourier红外光谱 (FTIR) 等分析技术,研究了碳钢Q235在湿热SO2气氛中的腐蚀行为和锈巢形成机制.结果表明: Q235在不同浓度SO2中腐蚀速率的变化趋势是不同的.浓度较高时, 腐蚀速率随腐蚀时间延长而降低; 浓度较低时, 腐蚀速率随腐蚀时间延长缓慢增加.提高SO2浓度对锈层中含硫化合物的形成影响不大,但对锈层中氧化物或氢氧化物形成起到 促进作用.实验条件下的腐蚀产物均含有FeSO4×7H2O, Fe2(SO4)3}×9H2O,γ-FeOOH和无定形的δ-FeOOH, 当SO2体积分数大于0.5%时, 产物中还出现α-FeOOH. 在0.05%SO2气氛中, Q235表面形成锈巢, 锈巢内、外的各种元素含量差 异很大.

采用循环伏安方法研究了1173 K时CaCl2-0.5%CaO (摩尔分数)和 等摩尔CaCl2-X-0.5%CaO(X=NaCl, BaCl2, LiCl) 熔盐中CaO在Mo电极上的阴极行为.研究结果表明,CaCl2与CaO电离的Ca2+具有不同的离子结构和还原电势, 在1173K时其还原峰电势分别为-2.15和-1.51 V.等摩尔混合熔盐CaCl2-x-0.5%CaO (x=NaCl, BaCl2)中,CaO诱发电解质产生低电位沉积, 降低了混合熔盐的电化学稳定性.通过阴极扫描电流峰密度与 扫描速率的关系, 计算出1173K时CaO电离的Ca2+在CaCl2-0.5%CaO,等摩尔的CaCl2-NaCl-0.5%CaO,CaCl2-BaCl2-0.5%CaO和CaCl2-LiCl--0.5%CaO熔盐中的扩散系数,分别为6.42×10-5, 1.56×10-5,1.20×10-5和 6.79×10-5cm2/s.

利用电容测试法和光电流技术研究了X80管线钢在NaHCO3/ Na2CO3缓冲溶液中所成钝化膜的半导体 性能和光电流特性,分析了成膜电位、成膜时间、Cl-浓度、溶液pH值以及成膜温度等因素对膜光电流响应的影响. 结果表明,X80管线钢钝化膜的Mott-Schottky直线部分的斜率和光电流均为正,表明钝化膜呈现n 型半导体特性.随着成膜电位的增加、成膜时间延长、溶液pH值升高、成膜温度及溶液中Cl-浓度的减小,Mott-Schottky直线部分的斜率和光电流响应均呈增大趋势,表明钝化膜内施主密度减小.

在2Cr13不锈钢中引入TiC颗粒后, 室温强度有大幅提高, 但塑性和冲击韧性却发生了较大幅度的下降. 原位合成的TiC颗粒, 尺寸较大且有轻微团聚现象, 导致了在拉伸和冲击过程中颗粒易破碎, 断裂机制是以TiC增强 体失效为主; 对TiC强化2Cr13进行电渣重熔后, 综合性能得到了改善, TiC颗粒变小且分布变均匀, 在拉伸和冲 击过程中颗粒不易破碎, 断裂机制是以TiC与基体的界面失效为主.

在Watt镀液中加入玻璃球, 玻璃球以不同频率垂直撞击试样表面形成机械研磨. 考察了震荡频率和球直 径对镍镀层晶粒细化的影响以及机械研磨对晶粒生长的影响. SEM表面观察表明, 机械研磨改变了镀层晶粒的生 长方式, 使镀层晶粒明显细化, 镀层表面光滑. 在电沉积过程中施加机械研磨, 玻璃球的撞击会在镀层表面产生 宏观和微观缺陷, 增加形核中心, 提高形核速率; 玻璃 球撞击晶粒尖端, 使得镀层表面变得平整, 有利于电力线均匀分布, 促进形核, 避免了晶粒不均匀长大.

包套锻造Ti-45Al-5Nb-0.3Y合金由大量细小的动态再结晶等轴γ晶粒 (晶粒尺寸可达1-2 um) 、弯曲或破碎的层片和少量的残余平直层片组成, 变形组织含有大量位错及少量变形孪晶. 锻态试样抗拉强度 (σb)、延伸 率 (δ) 分别达到\linebreak 708.1 MPa 和0.95%. 再通过不同的热处理分别得到晶粒 细小的双态组织、近层片组织和全层片组织. 经1320 ℃/30 min炉冷后得到双态 组织, 层片晶粒尺寸 (d l) 约为20 um, 层片体积分数 (ψ l}$) 约为60%, 具有 最高的, 约为1.9%, σ b约为658.9 MPa, 为穿晶和沿晶混合断裂; 经 1340 ℃/30 min炉冷后得到近层片组织, d　l约为60 um, ψl约 为95%,σ b 约为 690.2 MPa, δ约为1.75%, 主要为穿晶 (层片) 断 裂; 经1370 ℃/15 min炉冷后得到细小全层片组织 (d　l约为40 um), 具有最 高的σ b, 约为715.1 MPa,δ约 为1.51%, 为穿晶断裂.

指出了确定二元合金系特征原子序列的方法, 根据无序合金的晶格常数和生成热的实验值, 选择合适的方程作为其能量和体积的相互作用方程, 然后即可确定合金系特征原子序列的基本信息, 便可阐明并设计无序、有序合金的结构和性质. 对于Pt--Ru合金系, 能实现电子结构和催化性能的关联, 随配位Ru原子的增加, 合金势能降低, 稳定性增强, d空穴增加, 晶格常数减小, 催化活性增强.